JP3778763B2 - Ｍｇ基非晶質合金 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、Ｍｇ基合金に関するものである。さらに詳しくは、この発明は、高強度を有するＭｇ基非晶質合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶融状態の合金を急冷することにより種々の組成および形状を有する非晶質合金材料が得られることが知られている。非晶質合金は、容易に高い冷却速度が実現される単ロール法によって製造される場合が多く、これまでにＦｅ系、Ｎｉ系、Ｃｏ系、Ａｌ系、あるいはＭｇ系合金について数多くの非晶質合金材料が得られている。
【０００３】
なかでも、Ｍｇ系非晶質合金はＦe族系の非晶質合金に比べて低比重で軽量であり、従来のＦe族系非晶質合金とは異なった新しいタイプの非晶質合金材料として種々の分野への応用が期待されている。中でも、Ｍｇに希土類金属を添加した合金系においては、特許２７０５９９６号公報および特開平６−４１７０３号公報に開示されているような高強度を有するＭｇ系非晶質合金が開発されており、構造材への応用が期待されている。
【０００４】
しかし、単ロール法によって作製できるＭｇ系非晶質合金の形状は薄帯に限られており、薄帯形状のままでは応用範囲が限定されるため、棒状などのバルク材料を開発することが求められている。また、薄帯状非晶質合金では固化技術を適用して非晶質のバルク材料に加工することが容易ではなく、工業的に鋳造などの手法により目的形状がそのまま作製することが可能なＭｇ系非晶質合金が求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
一般に、目的形状をそのまま作製することが可能な非晶質合金は、目的形状の鋳型を用いた金型鋳造法や鍛造により作製される。しかし、金型鋳造法を用いた場合、前述した単ロール法に比べて冷却速度が小さく、単ロール法によって厚さ３０μm程度のＭｇ基非晶質合金が作製できる合金組成を用いて金型鋳造法を用いてバルク材の試作を行っても、非晶質単相からなるＭｇ基非晶質合金のバルク材が得られないという問題点を有していた。また、鍛造を用いる場合、目的形状より大型の非晶質金属が必要であり、より大型のバルク材が得られないと加工しえないという問題点を有していた。したがって、冷却速度が遅い金型鋳造法の場合でも、容易に非晶質合金が得られる非晶質形成能に優れたＭｇ系非晶質合金の開発が望まれていた。
【０００６】
これらの問題を解決するべく、Mat. Trans. JIM, Vol. 32, No.7,pp609-616にＭｇ−Ｙ−Ｃｕ系非晶質合金が開示されているが、Ｍｇ−Ｙ−Ｃｕ系非晶質合金においては、金型鋳造において４ｍｍφまでの鋳造材しか得ることができず、大型の製品が作製できないという問題を有していた。そのため、大型の製品を作製することが可能な、非晶質形成能に優れたＭｇ基非晶質合金の開発が強く望まれていた。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、これらの現状に鑑みて、冷却速度が遅い金型鋳造法の場合でも容易に非晶質合金が得られる非晶質形成能に優れたＭｇ基非晶質合金を提供することを目的として鋭意検討を行った。その結果、Ｍｇ系合金において、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａなどに加えてＣｕ，ＡｇおよびＰｄを添加し、その組成を特定することにより、非晶質形成能に優れた高強度Ｍｇ基非晶質合金が得られることを見い出し、本発明を完成するに至った。
【０００８】
すなわち、本発明は、原子％による組成が、組成式Ｍｇ100-a-b-c-dＬｎaＣｕbＡｇcＰｄd（式中、ＬｎはＹ，Ｃｅ，Ｌａおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合体、８≦ａ≦１２、１０≦ｂ≦１８、５≦ｃ≦１０、５≦ｄ≦１０および２０≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦２８である）により表わされ、金型鋳造法を用いて直径７ｍｍの棒状のバルク材を鋳造した場合、非晶質単相であり、かつ圧縮破壊強度が７００ＭＰａ以上であることを特徴とするＭｇ基非晶質合金、である。
【０００９】
本発明のＭｇ基非晶質合金において、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合体の含有量は５原子％以上１５原子％以下、好ましくは８原子％以上１２原子％以下である。本発明において、ミッシュメタルとは、Ｃｅを主成分とする希土類金属の混合体を意味し、安価に希土類金属を用いることができるから工業的に用いられる混合物である。Ｙ，Ｃｅ，Ｌａおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合体の含有量が５原子％未満あるいは１５原子％を越えると、非晶質形成能が低下し、金型鋳造法を用いて５ｍｍφ以上のバルク材を作製しても、非晶質単相のバルク材が得られない。
【００１０】
さらに、Ｃｕ，ＡｇおよびＰｄの含有量がそれぞれ、Ｃｕについては、１０原子％以上２５原子％以下、Ａｇについては２原子％以上１５原子％以下、およびＰｄについては２原子％以上１５原子％であり、Ｃｕ，ＡｇおよびＰｄの合計の含有量が１５原子％以上３５原子％以下であり、好ましくは、Ｃｕについては、１０原子％以上１８原子％以下、Ａｇについては５原子％以上１０原子％以下、およびＰｄについては５原子％以上１０原子％以下、Ｃｕ，ＡｇおよびＰｄの合計の含有量が２０原子％以上２８原子％以下である。本発明のＣｕ，ＡｇおよびＰｄの含有量が上記の範囲であると非晶質形成能がこれらの元素が１種または２種の場合より優れ、金型鋳造法により７ｍｍφのバルク材を試作しても非晶質単相の鋳造材を得ることができる。
【００１１】
本発明のＭｇ基非晶質合金は、非晶質形成能が優れているばかりでなく、ある特定の温度範囲において、非晶質が結晶化する前に過冷却液体状態を生じる。この過冷却液体状態においては、粘性が低下し軟化するために非晶質状態を保持したままの成形および加工が容易になる。そのため、鍛造などの手法を用いて、容易に目的形状の製品に加工することができるため、本発明のＭｇ基非晶質合金は工業的に有益である。また、本発明のＭｇ基非晶質合金は、非晶質形成能を下げない程度にＮｉ，Ｃｏ，Ａｌ，Ｚｎ，Ｇａの元素を５原子％以下の範囲で添加し、強度をさらに向上させた材料を提供することができる。
【００１２】
本発明のＭｇ基非晶質合金は、例えば、金型鋳造法を用いて溶融状態から、種々の金型で冷却固化させることにより、非晶質単相からなるバルク材を得ることができるが、大型のバルク材の作製には、冷却速度が高いＣｕ製鋳型を用いた金型鋳造が好ましく、さらには、高圧状態で鋳造が可能な高圧ダイキャスト装置を用いた金型鋳造法が好ましい。
【００１３】
なお、本発明において、これらの金型鋳造法を用いる場合、従来公知の各製造法で用いられている製造条件により容易に作製することができる。例えば、母合金を、アルゴン雰囲気下において孔径０.５mm〜５.０mmのセラミックスノズルを兼ねたセラミックスルツボ中で溶融した後、アルゴン雰囲気下、噴出圧０.２〜５.０kg／cm2で溶湯をノズルからＣｕ製の金型に噴出することにより、Ｍｇ基非晶質合金のバルク材を得ることができる。
【００１４】
さらに、本発明のＭｇ基非晶質合金は非晶質形成能に優れるため、前記以外の液体急冷法である単ロール法、双ロール法、融液抽出法等を用いても、薄帯状やフィラメント状等の種々の形状を有するＭｇ基非晶質合金材料が容易に得られる。
【００１５】
【実施例】
次に、実施例および比較例により本発明をさらに具体的に説明する。
実施例１〜５、参考例１〜３および比較例１〜６
表１に示す各種組成を有する合金を、アルゴン雰囲気中下、孔径２.０ｍｍのノズルを兼ねた石英ルツボ中で溶融した後、６００℃でアルゴン雰囲気下、噴出圧１．０kg／cm2でノズルから、５ｍｍおよび７ｍｍの径を有するＣｕ製鋳型に溶融金属を押し出し、表１および表２の組成を有する棒状のバルク材を作製した。
【００１６】
次に、作製したこれらのバルク材を円周方向に２ｍｍ幅に切断した後、Ｘ線回析法により非晶質相の同定を行った。組織の判定は、非晶質相単相が得られた状態を非晶質と判定し、非晶質と結晶質が混在する状態を結晶質と判定した。その結果を表１および表２に示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】
表１および表２より明らかなように、実施例１〜５、参考例１〜３のバルク材は、５ｍｍφのバルク材において、いずれも非晶質単相からなるＭｇ基非晶質合金であった。これに対して、比較例１はＡｇまたはＰｄが添加されていないため５ｍｍφのバルク材において非晶質単相が得られず、非晶質形成能が劣っていた。また、比較例２および３はＹの含有量が、比較例４、５および６はＣu，ＡｇおよびＰｄから選択される２種以上の元素の含有量が、それぞれ本発明の組成範囲から逸脱し、５ｍｍφのバルク材においても非晶質単相が得られず、非晶質形成能が劣っていた。
【００２０】
実施例１〜５、参考例１〜３および比較例１に示す５ｍｍφのバルク材を、８ｍｍの長さに切断し、圧縮試験を行った。圧縮試験においては、インストロン型引張試験機により１×１０-5の歪速度で試験を行って求めた。
【００２１】
【表３】
【００２２】
表３より明らかなごとく、比較例１はＡｇまたはＰｄを含有しないため、５ｍｍφのバルク材では非晶質単相にならないため３００ＭＰa程度の強度しか得られず、実用に供せない。これに対し、実施例１〜５の非晶質合金は７４０ＭＰaを越える強度が得られ、従来のＭｇ基非晶質合金および参考例１〜３に比べて優れた強度を有している。
【００２３】
【発明の効果】
本発明のＭｇ基非晶質合金は非晶質形成能に優れ、単ロール法に比べて冷却速度の遅い金型鋳造法を用いても容易に非晶質単相の大型のバルク材を得ることができる。また、本発明のＭｇ基非晶質合金は、金型を任意の形状にすることにより、種々の形状のＭｇ基非晶質合金を提供することができる。さらに、本発明のＭｇ基非晶質合金は、従来のＭｇ基非晶質合金に比べて優れた強度を有しているため、種々の工業用材料に利用できる。
【発明の属する技術分野】
この発明は、Ｍｇ基合金に関するものである。さらに詳しくは、この発明は、高強度を有するＭｇ基非晶質合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
溶融状態の合金を急冷することにより種々の組成および形状を有する非晶質合金材料が得られることが知られている。非晶質合金は、容易に高い冷却速度が実現される単ロール法によって製造される場合が多く、これまでにＦｅ系、Ｎｉ系、Ｃｏ系、Ａｌ系、あるいはＭｇ系合金について数多くの非晶質合金材料が得られている。
【０００３】
なかでも、Ｍｇ系非晶質合金はＦe族系の非晶質合金に比べて低比重で軽量であり、従来のＦe族系非晶質合金とは異なった新しいタイプの非晶質合金材料として種々の分野への応用が期待されている。中でも、Ｍｇに希土類金属を添加した合金系においては、特許２７０５９９６号公報および特開平６−４１７０３号公報に開示されているような高強度を有するＭｇ系非晶質合金が開発されており、構造材への応用が期待されている。
【０００４】
しかし、単ロール法によって作製できるＭｇ系非晶質合金の形状は薄帯に限られており、薄帯形状のままでは応用範囲が限定されるため、棒状などのバルク材料を開発することが求められている。また、薄帯状非晶質合金では固化技術を適用して非晶質のバルク材料に加工することが容易ではなく、工業的に鋳造などの手法により目的形状がそのまま作製することが可能なＭｇ系非晶質合金が求められている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
一般に、目的形状をそのまま作製することが可能な非晶質合金は、目的形状の鋳型を用いた金型鋳造法や鍛造により作製される。しかし、金型鋳造法を用いた場合、前述した単ロール法に比べて冷却速度が小さく、単ロール法によって厚さ３０μm程度のＭｇ基非晶質合金が作製できる合金組成を用いて金型鋳造法を用いてバルク材の試作を行っても、非晶質単相からなるＭｇ基非晶質合金のバルク材が得られないという問題点を有していた。また、鍛造を用いる場合、目的形状より大型の非晶質金属が必要であり、より大型のバルク材が得られないと加工しえないという問題点を有していた。したがって、冷却速度が遅い金型鋳造法の場合でも、容易に非晶質合金が得られる非晶質形成能に優れたＭｇ系非晶質合金の開発が望まれていた。
【０００６】
これらの問題を解決するべく、Mat. Trans. JIM, Vol. 32, No.7,pp609-616にＭｇ−Ｙ−Ｃｕ系非晶質合金が開示されているが、Ｍｇ−Ｙ−Ｃｕ系非晶質合金においては、金型鋳造において４ｍｍφまでの鋳造材しか得ることができず、大型の製品が作製できないという問題を有していた。そのため、大型の製品を作製することが可能な、非晶質形成能に優れたＭｇ基非晶質合金の開発が強く望まれていた。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、これらの現状に鑑みて、冷却速度が遅い金型鋳造法の場合でも容易に非晶質合金が得られる非晶質形成能に優れたＭｇ基非晶質合金を提供することを目的として鋭意検討を行った。その結果、Ｍｇ系合金において、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａなどに加えてＣｕ，ＡｇおよびＰｄを添加し、その組成を特定することにより、非晶質形成能に優れた高強度Ｍｇ基非晶質合金が得られることを見い出し、本発明を完成するに至った。
【０００８】
すなわち、本発明は、原子％による組成が、組成式Ｍｇ100-a-b-c-dＬｎaＣｕbＡｇcＰｄd（式中、ＬｎはＹ，Ｃｅ，Ｌａおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合体、８≦ａ≦１２、１０≦ｂ≦１８、５≦ｃ≦１０、５≦ｄ≦１０および２０≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦２８である）により表わされ、金型鋳造法を用いて直径７ｍｍの棒状のバルク材を鋳造した場合、非晶質単相であり、かつ圧縮破壊強度が７００ＭＰａ以上であることを特徴とするＭｇ基非晶質合金、である。
【０００９】
本発明のＭｇ基非晶質合金において、Ｙ，Ｃｅ，Ｌａおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合体の含有量は５原子％以上１５原子％以下、好ましくは８原子％以上１２原子％以下である。本発明において、ミッシュメタルとは、Ｃｅを主成分とする希土類金属の混合体を意味し、安価に希土類金属を用いることができるから工業的に用いられる混合物である。Ｙ，Ｃｅ，Ｌａおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合体の含有量が５原子％未満あるいは１５原子％を越えると、非晶質形成能が低下し、金型鋳造法を用いて５ｍｍφ以上のバルク材を作製しても、非晶質単相のバルク材が得られない。
【００１０】
さらに、Ｃｕ，ＡｇおよびＰｄの含有量がそれぞれ、Ｃｕについては、１０原子％以上２５原子％以下、Ａｇについては２原子％以上１５原子％以下、およびＰｄについては２原子％以上１５原子％であり、Ｃｕ，ＡｇおよびＰｄの合計の含有量が１５原子％以上３５原子％以下であり、好ましくは、Ｃｕについては、１０原子％以上１８原子％以下、Ａｇについては５原子％以上１０原子％以下、およびＰｄについては５原子％以上１０原子％以下、Ｃｕ，ＡｇおよびＰｄの合計の含有量が２０原子％以上２８原子％以下である。本発明のＣｕ，ＡｇおよびＰｄの含有量が上記の範囲であると非晶質形成能がこれらの元素が１種または２種の場合より優れ、金型鋳造法により７ｍｍφのバルク材を試作しても非晶質単相の鋳造材を得ることができる。
【００１１】
本発明のＭｇ基非晶質合金は、非晶質形成能が優れているばかりでなく、ある特定の温度範囲において、非晶質が結晶化する前に過冷却液体状態を生じる。この過冷却液体状態においては、粘性が低下し軟化するために非晶質状態を保持したままの成形および加工が容易になる。そのため、鍛造などの手法を用いて、容易に目的形状の製品に加工することができるため、本発明のＭｇ基非晶質合金は工業的に有益である。また、本発明のＭｇ基非晶質合金は、非晶質形成能を下げない程度にＮｉ，Ｃｏ，Ａｌ，Ｚｎ，Ｇａの元素を５原子％以下の範囲で添加し、強度をさらに向上させた材料を提供することができる。
【００１２】
本発明のＭｇ基非晶質合金は、例えば、金型鋳造法を用いて溶融状態から、種々の金型で冷却固化させることにより、非晶質単相からなるバルク材を得ることができるが、大型のバルク材の作製には、冷却速度が高いＣｕ製鋳型を用いた金型鋳造が好ましく、さらには、高圧状態で鋳造が可能な高圧ダイキャスト装置を用いた金型鋳造法が好ましい。
【００１３】
なお、本発明において、これらの金型鋳造法を用いる場合、従来公知の各製造法で用いられている製造条件により容易に作製することができる。例えば、母合金を、アルゴン雰囲気下において孔径０.５mm〜５.０mmのセラミックスノズルを兼ねたセラミックスルツボ中で溶融した後、アルゴン雰囲気下、噴出圧０.２〜５.０kg／cm2で溶湯をノズルからＣｕ製の金型に噴出することにより、Ｍｇ基非晶質合金のバルク材を得ることができる。
【００１４】
さらに、本発明のＭｇ基非晶質合金は非晶質形成能に優れるため、前記以外の液体急冷法である単ロール法、双ロール法、融液抽出法等を用いても、薄帯状やフィラメント状等の種々の形状を有するＭｇ基非晶質合金材料が容易に得られる。
【００１５】
【実施例】
次に、実施例および比較例により本発明をさらに具体的に説明する。
実施例１〜５、参考例１〜３および比較例１〜６
表１に示す各種組成を有する合金を、アルゴン雰囲気中下、孔径２.０ｍｍのノズルを兼ねた石英ルツボ中で溶融した後、６００℃でアルゴン雰囲気下、噴出圧１．０kg／cm2でノズルから、５ｍｍおよび７ｍｍの径を有するＣｕ製鋳型に溶融金属を押し出し、表１および表２の組成を有する棒状のバルク材を作製した。
【００１６】
次に、作製したこれらのバルク材を円周方向に２ｍｍ幅に切断した後、Ｘ線回析法により非晶質相の同定を行った。組織の判定は、非晶質相単相が得られた状態を非晶質と判定し、非晶質と結晶質が混在する状態を結晶質と判定した。その結果を表１および表２に示す。
【００１７】
【表１】
【表２】
表１および表２より明らかなように、実施例１〜５、参考例１〜３のバルク材は、５ｍｍφのバルク材において、いずれも非晶質単相からなるＭｇ基非晶質合金であった。これに対して、比較例１はＡｇまたはＰｄが添加されていないため５ｍｍφのバルク材において非晶質単相が得られず、非晶質形成能が劣っていた。また、比較例２および３はＹの含有量が、比較例４、５および６はＣu，ＡｇおよびＰｄから選択される２種以上の元素の含有量が、それぞれ本発明の組成範囲から逸脱し、５ｍｍφのバルク材においても非晶質単相が得られず、非晶質形成能が劣っていた。
【００２０】
実施例１〜５、参考例１〜３および比較例１に示す５ｍｍφのバルク材を、８ｍｍの長さに切断し、圧縮試験を行った。圧縮試験においては、インストロン型引張試験機により１×１０-5の歪速度で試験を行って求めた。
【００２１】
【表３】
表３より明らかなごとく、比較例１はＡｇまたはＰｄを含有しないため、５ｍｍφのバルク材では非晶質単相にならないため３００ＭＰa程度の強度しか得られず、実用に供せない。これに対し、実施例１〜５の非晶質合金は７４０ＭＰaを越える強度が得られ、従来のＭｇ基非晶質合金および参考例１〜３に比べて優れた強度を有している。
【００２３】
【発明の効果】
本発明のＭｇ基非晶質合金は非晶質形成能に優れ、単ロール法に比べて冷却速度の遅い金型鋳造法を用いても容易に非晶質単相の大型のバルク材を得ることができる。また、本発明のＭｇ基非晶質合金は、金型を任意の形状にすることにより、種々の形状のＭｇ基非晶質合金を提供することができる。さらに、本発明のＭｇ基非晶質合金は、従来のＭｇ基非晶質合金に比べて優れた強度を有しているため、種々の工業用材料に利用できる。
Claims (1)
- 原子％による組成が、組成式Ｍｇ100-a-b-c-dＬｎaＣｕbＡｇcＰｄd（式中、ＬｎはＹ，Ｃｅ，Ｌａおよびミッシュメタルから選ばれる１種以上の元素または希土類元素の混合体、８≦ａ≦１２、１０≦ｂ≦１８、５≦ｃ≦１０、５≦ｄ≦１０および２０≦ｂ＋ｃ＋ｄ≦２８である）により表わされ、金型鋳造法を用いて直径７ｍｍの棒状のバルク材を鋳造した場合、非晶質単相であり、かつ圧縮破壊強度が７４０ＭＰａ以上であることを特徴とするＭｇ基非晶質合金。
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|---|---|---|---|
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| JP2000071097A Expired - Fee Related JP3778763B2 (ja) | 2000-03-09 | 2000-03-09 | Ｍｇ基非晶質合金 |
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| KR100701028B1 (ko) * | 2004-06-14 | 2007-03-29 | 연세대학교 산학협력단 | 비정질 형성능이 우수한 마그네슘계 비정질 합금 |
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2000
- 2000-03-09 JP JP2000071097A patent/JP3778763B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2001254157A (ja) | 2001-09-18 |
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